GH220合金的基本组织

D0I:10.13374/j.issn1001053x.1986.s1.002 北京钢铁学院学报 1986年6月 Journal of Beijing University Speciak issue 专辑】 of Iron and Steel Technology 量1,1986,6 GH220合金的基本组织 倪克铨孙金贵葛占英许庆芳 俞同丰 (高温合金教研室) (化学中心) (420厂) 摘 要 GH220合金正常热处理组织有Y燕体，Y',MC.MaC和MsB2相。第一阶段品粒长大温度 1150'C一1170'C,第二阶段为1210'C.破化物相M。C最大析出峰在1000'C左右，并发现不同成分的 二种MGC相. 正常热处理得不到大小二种Y',等温弯晶热处理能得到大小Y·和弯曲品界组织。 长期时效，低W、Mo,A【,Ti(17.61%)合金析出MmC6相.当W+Mo大于12%（如12.31%） 正常热处理会析出少量μ相：等于12%时，时效后才出现μ相. 合金中加入微壁元素Mg可改变碳化物形状，使之细化。 关键词固溶处理、析出、晶粒长大 Basic Structure of A Ni-base Superalloy GH220 Ni Kequan Sun Jingui Ge Zhanying Xu Qingfang Yu Tongfeng Abstract The structures of standard heat treatment of the alloy have the phases of gamma,gamma prime,MC,MC and M:B2. The first temperature rang of grain growth is about 1150-1170C.The second is 1210C.The maximum precipitation peak of main carbide phase MaC is about 1000C,and two kinds of Mec differentiated between in composi- tions has been found in the tested alloys. The standard heat trearment of the alloy do not get two kinds of gamma prime phase in size,but the isothermal treatment can get two kinds of gamma prime phase and zigzag grain boundary.The phase of M:Ce after ageing for a long time can be precipitated in the alloy which has low content of Mo,W,Al and Ti,If the content of W,Mo is greater than 12%(e.g 1

年 月 北 京 钢 铁 学 院 学 报 卜 专 辑 琦 ， 合金的基本组织 倪克铃 孙金贵 葛 占英 俞同丰 高温合金 教 研 室 许庆芳 化 学 中心 厂 摘 合金 正 常热 处理 组织有 基 体 、 丫 要 、 、 和 相 第一阶段 晶 拉长 大温度 全， 一 。 ’ ， 第二阶段 为 。 ’ 。 碳化物相 最大析 出峰在 ’ 左右 ， 并发现不同成 分 的 二种 ‘ 相 。 正 常热处 理得不到 大小二种 丫 ， ， 等 温弯 晶热处 理 能得 到 大小 丫 ‘ 和 弯 曲晶界 组织 长 期时 效 ， 低 、 、 、 肠 合 金析 出 相 。 当 大于 肠 如 一肠 正 常热处理会 析 出少量 林 相 等 于 比 肠 时 ， 时 效后 才 出现 卜 相 合金 中加入微 量元 素 可改变碳化物形 状 ， 使 之细 化 。 关链词 固溶处 理 、 析 出 、 晶粒长 大 一 ，限 ” “ ” 了 可 几 ， ， ， 。 一 ℃ ， ，气 ℃ ℃ ， ‘ ， ， 。 。 ， ， ， ， DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1986．s1．002

12.31%),a few Mu phases can be precipitated. The carbide can be changed in shape and fined in size,when the magnesinm is added to alloy. Key words:solid solution treatment,precipitate,grain growth 前 言 本文分析了GH220合金正常热处理各阶段的组织，着重识别与分辨合金中的相，并对 长期时效组织变化规律及高Mg合金进行研究。 1棒材正常热处理的组织 合金棒材正常热处理制度是1220℃×4h空冷+1050℃×4h空冷+950℃×2h空冷。研 究用料成分见表1，成材为中32棒材。测定平均晶粒度采用割线法，定相工作综合了光学金 相、化学相分析、X射线、电镜、扫描电镜及电子探针等方法。 表1合 金成分 Table 1 Chemical composition of alloys Chemical composition,w t W+Mo W+Mo+ Alloy Al+Ti C Cr Co AI Ti W Mo Fe V B Mg Ni (wt%) (wt%) 1 0.0549.9115.104.342.425.435.660.330.28 11.09 17.85 2 0.0529.9114.944.232.245.465.680.600.26p.0180.0022 11.14 17.61 0.04510.7115.204.372.39 5.66 5.53 0.330.32 0.02* 0.05* 11.19 17.95 0.05010.0015.234.102.306.006.00 0.300.02 0.10 12.00 18.40 ◆按计算量加入 1.1固溶处理过程的晶粒长大 固溶处理是使原始加工状态的第二相溶解，同时获得所需要的晶粒大小。试棒在1100℃ ~1270℃不同温度保温4小时，得出规律相似的奥氏体晶粒长大曲线，见图1。明显出现两 个阶段的晶粒突然长大。第-一阶段大约在1150~1170℃，在此温度范围以下保温合金的晶粒 大小基本不变。第二个晶粒长大突变温度约在1210℃，见图2一(b),超过此温度，晶粒以更 快速度长大，见图2一(c)。 为了探索固溶保温时间，在1220℃进行2一8小时保温处理，结果见图8。随保温时间 延长，晶粒长大，说明影响晶粒长大的因素除温度外，还有保温时间。 1,2固溶处理过程中的相变 GH220合金在固溶处理中的晶粒长大是与晶界析出相的溶解密切有关。对照图1的晶 2

。 ， ， ， 前 言 本文 分析 了 合金 正 常热处理 各 阶段 的组织 ， 着重识 别与分辨合金 中的相 ， 并对 长 期时效组织 变化规律及 高 合金进行 研究 。 棒材正常 热处理 的组织 合金 棒材正常热处理制度是 ℃ 空 冷 ℃ 空 冷 十 ℃ 空 冷 。 研 究用料 成分 见表 ， 成材 为 小 棒材 。 测定 平 均 晶粒 度采 用割 线法 ， 定 相工作综 合 了光 学金 相 、 化学相 分析 、 射线 、 电镜 、 扫描 电镜 及 电子 探针等方法 。 表 合 卜 成 分 ， ， 】 ‘ ·“ ‘ 一 ” “ ， ， ’ 肠 八 二 五 二 几 一 丁一丁一 下甲 下二一 厂丁了二一下二丁下 ，万万 不 万一下下一丁 … 一一 到全土 口竺 〔二七 一 上巡 一 州些尸 一 ‘口 竺一 一 望三 一二一 竺竺些…竺…生竺坐 全竺望…吧巴竺里 立…上 … 二 」 一黔当当州州州州州竺 一 一一 二 州坐 飞 竺竺卫一竖州生兰 竺…三四里…当竺哩巴竺 …止呼 一兰… ” · “ 。… ‘ 。 · 。 。 ‘ · ’ ‘… ‘ · ‘ 。 · · 。 “ · “ 。 … 一 ” · 。 … 。 · 。 ’ “ · ‘ 。 因 肠 十 肠 。 。 。 按计 算量 加入 固溶 处理过程 的 晶拉长 大 固溶处理是使原始加 工状 态 的第 二相 溶解 ， 同时获 得所 需 要 的 晶粒大 小 。 试棒 在 。 ℃ 。 ℃ 不 同温 度保温 小时 ， 得 出规律相似 的奥 氏体 晶粒长大 曲线 ， 见 图 。 明显 出现 两 个 阶段 的晶粒 突然长大 。 第 一 阶段大 约 在 ‘ ， 在此 温 度范 围 以下 保温 合金 的 晶粒 大小基本不 变 。 第二个 晶粒 长大 突 变温 度约 在 ℃ ， 见 图 一 ， 超过此 温 度 ， 晶粒 以更 快速 度长大 ， 见 图 一 “ 。 为 了探索 固溶保 温时 间 ， 在 ℃ 进行 一 小时保 温处 理 ， 结果 见图 。 随 保温时间 延 长 ， 晶粒长大 ， 说 明影响 晶粒长大 的因素除 温 度外 ， 还有 保 温时 间 。 固溶 处理过程中的 相变 合 金 在 固溶处理 中的晶粒长大 是与晶界析 出相 的溶解密切 有 关 。 对 照图 的晶 踌

是0.6 0.5 80.4 0.3 0.1 左T 1100 115012001250 1330 Solution Temperature'C 图1CH220合金固落处理的品粒长大曲线（保温4小时） 图2(a)After rolling Fig.1 Grain diameter of CH220 alloy vs solution temperature (hold 4 b) (b)12i0C×4h (c)1250'C×4h 图2不同固溶处理温度的晶粒大小 Fig.2 Grain size of alloy various solution temperture E 1220℃ 0.4 0.2 24G 8 Hold time,h 10广11016011的1200122的120 Solution temperature,'c 图3保温时间与晶粒大小的关系 图4固溶处理温度（保温4b)与硬度的关系 Fig.3 Grain size vs hold time Fig.4 Hardness vs solution temperature 、(bod4b) 8

日暇 八甘 内勺色口 毋 八 ，月， ， ︸甘 ‘ 响﹄二如‘ 衬。叫﹄。如﹄。 ， 昌 图 。 合 金 固溶处理 的 晶粒 长 大 曲线 一 保 温 小时 图 ， 护 ， 晰，卜 去分毛 犷公添杨林蔽夕葬龟甲妙 ‘ ‘ 图 ， 不 同固溶处理 温度的 晶 粒大小 。 ， 已﹄ ℃ 盆﹄口 州勺习门‘。自 牛 ， ，和 勺留匀“勺心工 铀曰切川﹄口山 叫的川自，。 ， 一 即 】 助 加 昌。 工让 工 ， ， 二 帅 图 保 温时间与 晶粒大小的关系 元 图 固溶处理温度 、 五 ‘ 保 温 与 硬度的关系

粒长大曲线与图4的硬度变化曲线，看出二者是相似的。对应于晶粒长大的第一个突变温度 (1150~1170℃)也出现一个硬度的明显下降，这显然是合金的主要强化相Y'的溶解造成 的，此时碳化物已有部分溶解。当固溶温度稍高于1170℃时，Y'相溶解得差不多后，合金 的硬度曲线也趋于平稳。在合金晶粒长大的第二个突变温度1210℃也必然伴随着第二相的溶 解，使硬度下降。从x光衍射线强度上看出，高于1190℃时M。C有减少趋势，这说明主要 是M。C溶解而使合金晶粒第二次突然长大。表2的化学相分析结果表明，当固溶温度上升 到1240℃时硼含量急副下降，这说明M3B2的溶解温度大约在1240℃左右。 综上所述，一般在固溶处理温度的选择上要尽量避开晶粒突然长大的敏感温度，从合金 的晶粒长大规律与相的溶解情况得出，1220℃是适宜的，一是晶粒度不是太大，二是主要的 析出相Y'、M。C都得到溶解，硼化物已开始溶解。固溶处理保温时间的确定在满足强化相 溶解和工件均匀烧透的情况下，也不宜过长，以免不必要的晶粒长大，4小时是可取的。 表2不同固溶温度（保温4小时）下第二相质点中的含硼置(wt%) Table 2 B content in secondary phase at various solution temperature (hold time 4h) Treat ment temperature'C 1190 1220 1230 1240 B content,wt 0.0057 0.0053 0.0059 0.0013 1.3二次固溶温度的影响 GH220合金的二次固溶温度（或称中间热处理）为1050℃×4h空冷，主要目的是改善 晶界碳化物的析出状态及对Y'相析出产生影响。 1.3.1中间处理温度对M。C相的影响一一M。C相析出动力学曲线 试样在1220℃×4h空冷处理后，分别在750~1180℃及10分钟~100小时空冷各十个梯 度进行处理，通过金相法观察结果如图5所示。当温度小于1000℃时，随温度增加晶界碳化物 析出的时间越来越短，如750℃时，50小时析出，800℃，10小时析出，850℃，1小时析出等， 处理温度大于1000℃时，随处理温度增加晶界碳化物析出时间出现越来越长的趋势，如 1050℃，30分钟析出，到1100℃，30分钟还没析出。M。C的析出C曲线表明：1000℃是晶界 碳化物的析出峰，在此温度处理仅10分钟，晶界碳化物就有较充分的析出。化学相分析得出 M。C相析出峰约在1000℃左右的相同结果，进一步说明选择1050℃作为GH220合金的中间 处理温度是适宜的。 1.3.2中间处理温度对Y'相的影响 经1220℃×4小时空冷处理后分别在850℃、900℃、950℃、1000℃、1050℃和1100℃ 保温4小时，再经950℃保温2小时，化学相分析结果指出它们的Y'量都差不多，在分析误 差范围内。但不同的中间处理温度对Y'相大小及分布有一定影响。由图6可见，中间处理 温度在1100℃时得到大小两种Y'相质点（图6一(c),而在正常中间热处理温度附近（例 如1060℃与1020℃)都没有发现明显的小Y'相质点（图6一(a)、(b))。实践证明，在正常热 处理中用1050℃×4小时空冷作为中间处理制度是得不到通常设计所要求的大小Y'组织。 2GH220合金棒材正常处理状态下的相 在正常热处理状态下，除奥氏体基体外，还存在着主要强化相Y',M。C、MC和

粒长大 曲线与 图 的硬 度变化 曲线 ， 看 出二者 是相似 的 。 对 应 于 晶粒长大 的第一个 突变温 度 。 ℃ 也 出现 一个硬 度 的明显下 降 ， 这 显 然 是 合金 的主 要 强 化相 丫 ‘ 的溶 解 造 成 的 ， 此时碳 化物 已有部 分溶解 。 当固溶温 度稍 高于 ℃ 时 ， 丫’ 相 溶解得差不 多后 ， 合金 的硬 度 曲线也趋 于平稳 。 在合 金 晶粒长大 的第二个 突 变温 度 ℃ 也必 然 伴随着 第二 相 的溶 解 ， 使硬 度下 降 。 从 光 衍射 线强 度上 看 出 ， 高于 ℃ 时 。 有减 少趋势 ， 这 说 明主要 是 。 溶 解而 使合金 晶粒第二 次 突然 长大 。 表 的化 学相 分析结果 表 明 ， 当 固溶 温 度上 升 到 ℃时 硼 含量急 剧下 降 ， 这 说 明 的溶 解温 度大约 在 ℃ 左 右 。 综上所述 ， 一般 在固溶处理温 度 的选择上 要尽 量避 开 晶粒 突然 长大 的敏感 温度 ， 从 合金 的晶粒长大规律与相 的溶解情 况得 出 ， ℃ 是适宜 的 ， 一是 晶粒度不是太大 ， 二 是 主要 的 析出相 ‘ 、 。 都得到溶解 ， 硼 化物 已 开始溶解 。 固溶处 理保温 时 间 的确定 在满足 强 化相 溶解和工件均匀烧透 的情况下 ， 也不 宜 过 长 ， 以免不 必 要 的 晶粒长大 ， 小时是 可取 的 。 表 不 同固溶温度 保温 小时 下 第二 相质点 中的 含 硼量 ， ， 卜 ， 务 二 次 固溶 温 度的 影 响 合金 的二次 固溶温度 或称 中间 热处 理 为 ℃ 理 空冷 ， 主要 目的是 改善 晶界碳 化物 的析 出状 态及 对 州 相析 出产 生 影响 。 中间 处理温 度对 。 相的 影响 － 。 相 析 出动 力学 曲线 试样在 ℃ 空 冷处 理后 ， 分 别 在 一 ℃ 及 分钟 小时 空冷各 十个梯 度进行处 理 ， 通过金 相 法观察结果如 图 所示 。 当温度小 于 ℃ 时 ， 随 温 度增加 晶界碳 化物 析 出的时间越 来越短 ， 如 ℃时 ， 小时析出， ℃ ， 小时 析出， ℃ ， 小时 析 出等 ， 处理温 度大 于 ℃ 时 ， 随处 理温 度增加 晶界碳 化物析 出时 间出现越 来越 长 的 趋 势 ， 如 。 ℃ ， 分 钟析 出 ， 到 ℃ ， 分钟还没 析 出 。 。 的析 出 曲线 表明 ℃ 是 晶界 碳 化物 的析 出峰 ， 在此 温 度处 理 仅 分钟 ， 晶界碳 化物就 有较 充分 的析 出 。 化学 相分析 得 出 相析 出峰 约 在 ℃ 左 右的相同结果 ， 进 一步说 明选择 ‘ ℃ 作 为 合金 的中间 处理温 度是适宜 的 。 中间处理 温 度对 侧 相的 影响 经 ℃ 小时 空冷处理后分别 在 ℃ 、 、 ℃ 、 、 ℃ 和 保温 小时 ， 再经 ℃ 保 温 小时 ， 化学相分析结果指 出它 们 的丫‘ 量都差不 多 ， 在分析误 差范 围内 。 但不 同 的 中间处理 温 度对 丫‘ 相 大小及 分 布有 一定 影响 。 由 图 可 见 ， 中间处理 温 度 在 ℃ 时 得到大 小两种 丫 ‘ 相质点 图 一 ， 而 在正 常 中间热处理温 度 附近 例 如 ℃ 与 ℃ 都没 有发现 明显 的小 丫 ‘ 相 质点 图 一 、 。 实践 证 明 ， 在正常热 处理 中用 。 ℃ 小时 空冷作 为 中间处 理 制度是 得不 到 通常设计所 要 求 的大小 ‘ 组织 。 合 金棒材正常处理状态下 的相 在正 常热处 理状态下 ， 除奥氏体基体外 ， 还存 在 着 主 要 强 化 相 ‘ 。 、 和

11504 1050 aosent MC 1000 Fresent MaC 850 900 850 800 760 10 4060120200464G00 T1题e,m1n 图5M6C动力学曲线 图6(a)14700× Fig.5 Kinetic curve of MeC precipitate (b)14700× (c)14700× 图6中间处理温度对Y,相大小的影响 Fig.8 Effect of secondary solution temperature onY size secondary solution temperature are of follow,a-1020'C;b-1060*C c-1100'C. MB2,这些相的晶体结构、点阵常数和化学组成式见表3。 表3 各相的晶体参数和化学组成 Table 3.Crystal pardmeter and chemical formula of various phases Alloy Strueture Lattice. Cbemical formula designation parpmeterA 4 fcc 3.587 N Co Cr 0.87 Co.g)36C。g'。 0.600.210,7 0:08 0.050.01 , Moc fcc 11.080~11.140 Ni Cr Co W Mo Ti 130.190.140.150.330.056 MC fce 4.321 Ti Mo W Cr C 0.540.220.170.08 M3B2 Tetragonal a=5.834 Cr Mo W Ni Co c=3.100 0.44 0.120.0360.280.122.34B2 5

笼 曰自，‘含 口 一 乞 ， 弓 ， 剑咖 喇铆 自 舀 甘二 图 动 力学 曲线 图 伙口 十 诊 今 要 作 ‘ 中间处理 温 度对 ， 相 大小 的影响 王 图 ， 一 ， 一 ‘ 一 吐 ， 这 些相 的晶体结构 、 点阵常数和 化学组成式 见表 。 表 各相的晶体参数和化学组成 州 孟 ‘ ， 奋哄吵色恤 “ ’ “ ’ “ 『 ’ 夕’ 丫 哭、 斗丫二 少瞥三处 一 孟奎肠犷 血芭三盔助奄时 犷璐 住 奄 诬 ” 件 一 又 育乓产 、 林纷份矛 介二 … 、 、 名 “ · “ “ · ” 气 ” · “ 珊 、 犯 。 公犯切 几 几 代 任 ‘ ‘ ’ … 二 “ “ 竺 今 ， 瞬些垒〕 ， 亡 心 、 ” · ‘ “ · 。 屯 一︸川日，‘犷

2.1Y和Y'相 Y和Y'相都是面心立方结构，只是后者呈有序排列，Y相点阵常数比Y'略小。图7、8分 别是Y和Y'正常热处理后的形貌照片。正常热处理状态下的Y'量在41wt%左有i,直径约 2000(A),基本上只有一种尺寸Y'质点。 2.2M。C型碳化物相 GH220合金由于W、Mo较高，所以形成M,C相。除直接由基体析出外，还可iC型 碳化物转变而成，其反应式为MC+Y→M。C+Y'。M。C相析出静在1000℃，是复杂面心 立方结构。一一般沉淀在晶界呈不连续链状，形态为条状与块状。 2.3M,B2型翻化物 在高温合金中，硼含量一般在50~500Ppm范围内，它是不可缺少的强化品界元素，上： 要延缓晶界断裂的发生。在GH220合金中硼形成硬而难熔的颗粒M。B,型硼化物，多以颗 粒状存在，图9、10为其形貌和电子衍射照片。 图7正常处理后Y品粒 闪8正常处限后Y·:,态祖分任 Fig.7 Y Grain size after normal treat ment. Fig.8 Morphology and distribution of y after nor mal H.T. 图9正常处理M3B2形貌 图10图9的M13B2衍朝花1馆 Fig.9 Morphology of M3B2 after normal H.T. Fig.10 Diffraction pattern of M3B2 6

门 和 产 相 丫和 丫’ 相 都 是 面 心立 方结 构 ， 只 是后 者 呈 有序排 列 ， 丫 相点 阵常 数 比丫 略小 。 图 、 分 别是 丫和 洲 正 常 热 处理后 的形貌 照 片 。 正 常 热处 理状 态下 的 ’ 量 在 获 左 右 ， 直 径 约 入 ， 基本上 只 有一种尺 寸 ’ 质点 。 。 型碳化物 相 。 合金 由于 、 。 较 高 ， 所 以形成 。 相 。 除 直 接 由基体析 出外 ， 还 可 山 型 碳 化物转 变而 成 ， 其反 应式 为 丫， 。 ’ ’ 。 。 相 析 出峰 在 ℃ ， 是 复杂而 心 立方结构 。 一 般 沉淀 在晶界 呈不 连续链 状 ， 形 态 为条状 与块 状 。 型 硼 化物 在高温 合金 中 ， 硼 含量 一般 在 范 围 内 ， 它 是不 可缺 少 的强 化 品界 元素 ， 土 要延缓 晶界 断裂 的发 生 。 在 合金 中硼 形 成硬而 难 熔 的颗 粒 。 型硼 化物 ， 多 以颗 粒 状存在 ， 图 、 为其形貌 和 电子 衍射 照 片 。 粉味片飞 图 正 常处 理 后 丫 晶 粒 图 正 常 处 理 后 丫 形 左科 分 布 人 一 之 「 士 、 图 正 常处理 形 貌 图 图 的 衍 射花任浑 ， 一寸一 日

2.4MC型碳化物 此类碳化物多以夹杂形式存在于合金中，用金相法很容易识别TC或Ti(CN)相，图11 展示合金中MC型碳化物分布。它的组成为(Ti。·6Moa22W。1,Crg·)(CN)。一次 碳化钛与氮化钛在低于液相温度时就立即生成，以不连续的颗粒出现在整个合金中，呈不均 匀分布，与基体没有方位性，在轧制过程中沿轧制方向呈带状分布。相分析测定其含量0,17 ~0.14wt%左右。 3等温弯曲晶界处理的组织 GH220合金经1220℃×4h空冷到1070℃×2.5h空冷+950℃×2h空冷，得到设计所要 求的弯曲晶界组织，并有大小二种Y'相3.4)，见图12、13。研究证明引起弯晶的是碳化 物M。C。分析元素组成时发现有二种M。C相，一种以W、Mo元素为主，固溶少量Ni、Cr、 Co、Ti,属贫Ni、Cr、Co类型的M。C;另一种是除第一种MsC外，还有一种以Ni、Cr、 Co为主固溶一定量的W、Mo,属富Ni、Cr、Co类型的M。C(或叫“共存型”M。C)。 在GH220合金中，第一种是个别的，普遍存在的是后一种“共存型”的M。C〔5)，见图14 18。 图11正常处理MC相分布 图12经1070·C等温变品处理大小Y·组织 Fig.11 Distribution of MC after normal H.T. Fig.12 Both large and small Y after isothermal (1070'C)zigzag G.B. t reat m ent 图13经1070'C等温弯品处四的弯曲品界组织 图14数Ni,Cr,Co型MaC的二次电子象 Fig,13 Zig-zag G.B.after isothermal Fig.14 SEI of M6C denuded poor Ni,Cr.Co (1070'C)zig-zag G.B.treat ment

之 型碳化物 此 类碳 化物 多以夹 杂形式 存 在于合金 中 ， 用金 相法很容易识别 或 相 ， 图 展示 合金 中 型碳 化物 分布 。 它 的组成 为 。 。 。 。 ， 。 。 。 。 一次 碳化钦与 氮化钦 在低于液 相温 度时就 立即生成 ， 以不连续 的颗粒 出现 在整个合金 中 ， 呈不均 匀分布 ， 与基体没 有方位性 ， 在轧 制过 程 中沿 轧 制 方 向呈带 状分布 。 相 分析测定其含量 。 左右 。 等温弯 曲 晶 界处理 的组织 合金经 ℃ 空冷 到 ℃ 空冷 肠。 ℃ 空 冷 ， 得到设计所 要 求 的弯曲晶界组织 ， 并有大 小二 种 丫 ‘ 相民 〕 ， 见图 、 。 研究证 明引起 弯 晶 的是碳 化 物 。 。 分析元 素组 成时 发现 有二种 。 相 ， 一种 以 、 元 素 为主 ， 固溶 少 量 、 、 、 ， 属 贫 、 、 类型 的 。 另一种 是除 第一种 。 外 ， 还有一种 以 、 、 为主 固溶 一定 量 的 、 ， 属 富 、 、 类型 的 。 或 叫 共 存型 ， ‘ 。 在 合金 中 ， 第一种是 个别 的 ， 普遍 存 在的是后一种 “ 共 存型” 的 。 〔 〕 ， 见 图 、 势妒 幸扮 一 戮 ‘ 图 正 常处 理 相分 布 图 经 。 了。 ’ 等温 变 晶 处理 大小 丫 ‘ 组 织 ， 、 ‘ 图 经 。 了。 。 等温弯 品处 理 的弯 曲 错界组 织 梦 、 一 图 贫 、 、 型 的 二 次 电 于 象 ， ， 一 一

个 :图I5贫Ni、Cr,Co型M6C的EDAX能谱图 i16北行型M6C的二次电子象 Fig.15 EDAX of M6C denuded poor Ni,Cr,Co lig 16 SEI of coexisted type MeC 图1T.共存型MBC富Ni,Cr,Co型M6C的 图8共型M6C贫Ni,Cr.Co,MBC的 EDAX能谱图 EDAX能谐图 Fig.17 EDAX of co-existed type M&C Fig.18 EDAX of co-existed type MeC rich Ni,Cr,Co poor Ni,Cr,Co. 4GH220合金长期时效中相的鉴定 一般说来，合金长期时效中组织结构的变化决定介金长明使川中性能的改变，这种变 化主要反映在晶界状态，Y'相和碳化物的稳定性及拓朴密排相的形成和存在的形态上。仅 就长期时效中新增加的相和变化比较大的M。C相进行讨论。 4.1μ相 由于合金中W、Mo较高，所以形成！相的倾向性增加。研究表明，当W+Mo等于12% 时，正常处理不析出μ相，但经900℃×600小时时效，析出0.04%的μ〔6)。随着合金中W、 Mo的增加及时效温度、时间的变化，μ相析出规律也不同，例如W+Mo小于11.14%， 900℃时效到1500小时都不析出μ相。而W+Mo为12,31%的合金在正常处理就析出0.07% μ相。有关此问题文献(6.7)有详细讨论。图19是900℃经1500小时时效后在晶界附近的μ相。 它的化学组成为(Coo.4,Nia.1sCro2o),(W。.e,M0a.54Crn1,Tin·n,)6,多呈羽毛状或 称针状，系六方结构，点阵常数a=4.75(A)、c=25.77()。 8

之 型碳化物 此 类碳 化物 多以夹 杂形式 存 在于合金 中 ， 用金 相法很容易识别 或 相 ， 图 展示 合金 中 型碳 化物 分布 。 它 的组成 为 。 。 。 。 ， 。 。 。 。 一次 碳化钦与 氮化钦 在低于液 相温 度时就 立即生成 ， 以不连续 的颗粒 出现 在整个合金 中 ， 呈不均 匀分布 ， 与基体没 有方位性 ， 在轧 制过 程 中沿 轧 制 方 向呈带 状分布 。 相 分析测定其含量 。 左右 。 等温弯 曲 晶 界处理 的组织 合金经 ℃ 空冷 到 ℃ 空冷 肠。 ℃ 空 冷 ， 得到设计所 要 求 的弯曲晶界组织 ， 并有大 小二 种 丫 ‘ 相民 〕 ， 见图 、 。 研究证 明引起 弯 晶 的是碳 化 物 。 。 分析元 素组 成时 发现 有二种 。 相 ， 一种 以 、 元 素 为主 ， 固溶 少 量 、 、 、 ， 属 贫 、 、 类型 的 。 另一种 是除 第一种 。 外 ， 还有一种 以 、 、 为主 固溶 一定 量 的 、 ， 属 富 、 、 类型 的 。 或 叫 共 存型 ， ‘ 。 在 合金 中 ， 第一种是 个别 的 ， 普遍 存 在的是后一种 “ 共 存型” 的 。 〔 〕 ， 见 图 、 势妒 幸扮 一 戮 ‘ 图 正 常处 理 相分 布 图 经 。 了。 ’ 等温 变 晶 处理 大小 丫 ‘ 组 织 ， 、 ‘ 图 经 。 了。 。 等温弯 品处 理 的弯 曲 错界组 织 梦 、 一 图 贫 、 、 型 的 二 次 电 于 象 ， ， 一 一

[图19。经1500小.时，300'C时效品阴附近针快μ1 Fig.19 Plate-like 4-phase near G.B.exposure 1500 h at 900'C 4.2M23C6相 GH220合金中的NM:C6和是以Cr为主含有部分Ni、Co、W、Mo元素。正常热处理 时，未发现有M:C:相存在，当W、Wo、A1、Ti在中、下限如17.61%以下时，850℃ 时效600~1500小时发现有少量M:3C6。若900℃时效，则300小时后就发现有微量M2,C6 析出。等温弯品处理，900℃×300小时析出最多达0.13%。图20是纯M23C。相粉未试样的 扫描电镜能谱图，可看出是以Cr为主的碳化物。图21是其X光衍射图，它是复杂面心 立方结构，点阵常数在10.70~10.74()之间。 4.3M。C相 长期时效后，发现晶界上的。C变得粗火，如图22所示。在弯晶附近发现有针状M。C, 如图23、24，以及M6C向u相转化现象〔6)。 455EC175 8284 1668 228s11 ED月X ☒0纯M23C6粉末样扫描电镜语图 Fig.20 x-ray spectrum of pure M2sCo pow der sample 9

勺 经 一 。 。 ，卜只」 ， 。 。 ‘ 旧 、 效 晶 ‘旱时近 个 一 戈“ 巧 只 ， 一 〕 。 一 。 卜 一 、 丁 、 一 ’ 。 ‘ 相 合 金 中的 。 相 是 以 为主含有部分 、 。 、 、 元素 。 正常 热处理 时 ， 未发现 有 。 。 相 存在 ， 当 、 、 人 、 ‘ 在中 、 下 限如 以下时 ， 。 ℃ 时 效 一 小时 发现 有少 量 。 。 。 若 ℃ 时 效 ， 则 小时 后就 发现 有微 量 。 析 出 。 等温弯 品处理 ， ℃ 小时 析 出最 多达 。 图 是纯 。 相 粉 末试样的 扫描 电镜 能谱 图 ， 可着 出是 以 为主 的碳 化物 。 图 是其 光 衍射图 ， 它是 复杂面心 立方结构 ， 点 阵常数 在」 理 入 之 间 。 相 长期时 效后 ， 发现 晶界上 的 。 变得粗大 ， 如 图 所 示 。 在弯晶附近 发现 有针 状 ， 女一图 、 艺理， 以 及 入 。 旬卜‘ 相转 化现 象 〔 〕 。 图 。 纯 。 粉末样扫描 电 镜谱 图 一

APD-10· 40KV,35mA 图2I纯M2塑CcX光i射图格 Fig.21 X-ray diffraction of pure M23Ce 图22经500小时，e00C时效三叉晶界上碳化物粗大， 图23经900'C×1500h处理平行华品的针伏M书C,100斤伏 Fig.22 Coarsed earbide on triple G.B. lig.23 Plate-like MeC parallel exposure 1500 h at 900'C twit.>051re1500hat90'(G.1000kv 管 图24.图23针状MsC相〔T18)品带轴电子衍射照片 Fig.24 Electron diffraction spots of plate-like Mo C (Fig.23).zone axis (T18] 10

一 工 一 卜闪 登 付卜比 ︸ 内 圣 ，， ，， 万 ， 娜口刊 门卜 ︸ 图 纯 丝 光衍 射图 谱 一 一 ， 一 ℃ 入 。 图 经 小 时 。 ‘ 时 效 三 叉 晶 界 上 碳 化物粗 大 。 士 廿 图 经 ， 。 ’ 处理 平 行 孪 泉的 针 伏 ， ， 仟 伏 ， 一 人 认 卜 “ 〕 毛 护 图 图 针状 ‘ 相 晶带轴 电子 衍 射照 片 一 〔 一 〕